JP2669004B2

JP2669004B2 - 冷間加工性に優れたβ型チタン合金

Info

Publication number: JP2669004B2
Application number: JP63283293A
Authority: JP
Inventors: 渉高橋; 尚志前田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-11-09
Filing date: 1988-11-09
Publication date: 1997-10-27
Anticipated expiration: 2012-10-27
Also published as: JPH02129331A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）この発明は、溶体化処理された状態で変形抵抗が低
く、優れた冷間変形能を有し、時効熱処理後は高強度と
なるβ型チタン合金に関するものである。

（従来の技術）チタン合金は、比重が小さく、強度が高いため実用金
属材料の中でも極めて高い比強度（強度／比重）をもつ
ことから、従来主に航空機用材料として開発、実用化が
進められて来た。しかし、最近では自動車部品用材料、
医療機器用材料などの一般民需用材料にもチタン合金の
用途が広がりつつあり、それにともなってチタン合金の
性質の改善と、コストの低減が強く要望されるようにな
ってきた。

チタン合金は一般に冷間加工性が悪い。冷間加工が容
易であれば製品製造コストは低くなる。冷間加工性が比
較的良好な純Tiでは加工品としての強度が不足し、高い
比強度が必要な部品には適用が難しい。チタン合金の最
も代表的なものの一つであるα＋β型のTi−6Al−4V
は、加工品としての強度は高いが、変形能が極めて悪
く、熱間加工でしか製造が不可能であるため、製造コス
トが嵩む。このため、冷間加工性のよい体心立方晶の結
晶構造をもつβ相単相型のチタン合金（β型チタン合
金）が注目されており、例えばTi−3Al−8V−6Cr−4Mo
−4Zr,Ti−15V−3Cr−3Al−3Snなどのβ型チタン合金が
知られている。β型チタン合金は、溶体化処理を施した
状態で加工性が良く、加工後に時効処理を施しα相を析
出させることによって強度を高めることが可能で、精密
部品材料として望ましい特性をもっている。

しかしながら、これまでに知られている上記のような
β型チタン合金は、変形能は良好であるが変形抵抗が極
めて高いので、例えば冷間鍛造を行う場合に、ダイス、
ポンチ等の金型が割れたり欠けたりすることが多い。ま
た、変形抵抗が高いために、冷間圧延や冷間伸線を行う
場合にも、ロールやダイスとの焼付きが生じやすい。か
かる問題点を解決する一つの提案が特開昭61−250138号
公報に開示されている。しかし、ここに開示される合金
は、α相安定化元素としてAlのみを用いており、溶体化
の状態でAlによる固溶硬化が大きく、硬度が充分に低い
とはいえない。また、時効後に高硬度になり得る適正な
時効処理の温度範囲が狭く、製造が難しい。

（発明が解決しようとする課題）本発明は、従来のβ型チタン合金における上記の問題
点を無くし、その冷間加工性を一層向上させることを課
題とする。具体的には、溶体化処理の状態で引張強さで
75kgf/mm²以下（Hv硬度で240以下）、冷間据込み圧縮率
が80％以上で、20時間以内の時効処理で120kgf/mm²以上
の引張強さが得られ、しかも時効処理の適正温度範囲が
広く、製造の容易なβ相単相型のチタン合金を提供する
ことを目的とする。

（問題点を解決するための手段）本発明の要旨は『重量％で、V:15〜25％、Al:2.5〜５
％、Sn:0.5〜４％、酸素:0.12％以下、残部Tiおよび不
可避不純物からなる冷間加工性に優れたβ型チタン合
金』にある。

ここで、冷間加工性とは、冷間変形抵抗および冷間変
形能を併せた特性をいう。

チタン合金をβ相から急冷した状態で、室温において
準安定β相を得るための合金元素としては、Ｖ、Mo、N
b、Ta、Cr、Fe、Mn等がある。一方、β型チタン合金に
一般的に要求される特性は、溶解が容易で偏析が少ないこと、添加合金元素の比重が小さいこと、熱間加工性が良好なこと、冷間加工性に優れること、添加元素の固溶硬化作用が小さくTiの軽量性を損なわ
ないよう、少量でβ相が得られること、時効により、高強度が得られること、合金そのものが安価であること、などである。

上記〜を満足する合金元素として本発明ではＶを
採用した。その理由は下記のとおりである。Moは比重お
よび溶融点が高く、NbおよびTaは高価な元素であり、し
かも多量添加しないとβ相にならない。Cr、Feは固溶硬
化の作用が著しく、溶体化の状態で合金を過度に硬くし
てしまう。次に、時効析出したα相の硬化のためにはAl
が有効であるが、溶体化時の固溶硬化の作用が大きいた
め過度に添加すると冷間加工の際の加工荷重が高くなる
のでその一部を固溶硬化作用の小さいSnに置き換え、冷
間加工性を損なわないようにした。Snは、固溶硬化の作
用は小さいが、時効処理時のα相の硬化には役立ち、時
効硬化の安定性と硬度の向上に寄与する。次に、不純物
中の、特に酸素に注目し、冷間加工性向上のために、そ
の許容上限値を定めた。

（作用）以下に、本発明のβ型チタン合金における、合金成分
の作用効果と、それぞれの含有量の限定理由を説明す
る。なお、合金成分の含有量は全て重量％で表す。

（ａ）V:15〜25％Ｖは、チタン合金素地に固溶してβ相を安定化し室温
においてβ相単相組織となし、冷間加工性を向上させ
る。しかし、Ｖ含有量が15％より少ない場合は、溶体化
処理を行ってもβ相単相とすることができず、マルテン
サイト組織となる。25％より多い場合は、β相単相には
なるが、時効硬化性が悪い時効処理に要する時間が長く
なる。また、Ｖを過度に添加すると比重が増大し、原料
費も嵩み経済的でない。

なお、前記のとおり、β相安定化元素としてはＶの外
に、Mo、Ta、Nb、Cr、Fe、Mnなどがあるが、これらの中
で安価でかつ溶体化の状態で強度の低いβ相単相合金と
なす元素は、MoとＶに限られる。Cr、Fe、Mnを含む合金
では、溶体化の状態で引張強さが75kgf/mm²（Hv240以
上）となって変形抵抗が増大する。ＶとMoのうち、Moは
融点が高く溶解しにくいため偏析が生じやすく、またMo
を含む合金は熱間加工性も悪い。結局β相安定化元素と
して実用上最も好ましいものはＶであり、その含有量は
前記の理由で15〜25％とする。

（ｂ）Al:2.5〜５％本発明のチタン合金は、溶体化の状態で準安定β相単
体であり、これを時効処理した時、α相が析出して強度
の上昇が得られるものである。α相の時効析出により高
強度を得るためには、α相の分散強化ばかりでなく、析
出したα相自身の強化が有効である。αチタンの固溶強
化に最も有効な合金元素はAlである。また、Alの添加
は、合金を脆化させるω相の析出を抑制し、α相の析出
を促進するという効果もある。

上記のAlの効果は、その含有量が2.5％未満では顕著
に現れない。一方、Alの含有量が５％を越えると、溶体
化処理状態での強度（硬度）が高くなって冷間加工性が
低下する。即ち、Alの適正含有量は2.5〜５％である。

（ｃ）Sn:0.5〜４％ Snはα相の時効析出を促進安定化し、ω相の生成を抑
えるため、時効処理のための適正温度範囲を広くする効
果があり、かつ時効処理後の強度を高くする。さらに、
Alが合金素地を固溶強化するのに対し、Snはあまり素地
を硬化させないのでAlを減らしてSnに置き換えることが
変形抵抗を減少させるためには有効である。このような
Snの効果は、0.5％以下では乏しく、４％を越えると素
地の硬度上昇が避けられない。従って、Snの含有量は0.
5〜４％とする。

以上の合金成分の外、残部は実質的にTiである。実質
的にTiというのは、工業的に製造される場合の不可避的
に含まれる不純物を伴うという意味である。しかし、本
発明の合金においては、不純物中の酸素が、特に下記の
ように抑制されている。

（ｄ）酸素:0.12％以下酸素はα相安定化元素であり、多量にあるとβ相単相
化を阻害し、また素地を硬化させ、冷間加工性を劣化さ
せる。即ち、変形抵抗を大きくし、変形能を低下させ、
冷間加工性にクラックを発生させる原因になる。0.12％
以下であれば、かかる悪影響が小さいので0.12％以下と
した。

なお、Feはβ相安定化元素であるが、溶体化処理後の
硬度を高くするので有害である。0.3％以下、できるだ
け少ないのが望ましい。

以下、実施例によって本発明のチタン合金の特性を具
体的に説明する。

（実施例１）真空溶解炉を使用して、第１表に示す組成のチタン合
金を溶製し、140mmφのインゴットに鋳造した。このイ
ンゴットに通常の条件で熱間鍛造および熱間圧延を施し
て、20mmφにした後、溶体化処理（βトランザス＋20℃
の温度に30分の加熱保持後水冷）を施して供試材を作製
した。

上記の供試材について、溶体化処理後の硬さと引張強
さを測定すると共に、変形能を評価するために圧縮試験
を行った。硬さの測定はHv硬度計を用いた。また、圧縮
試験は、第１表中に記した14mmφ×21mm高さの試験片を
切削で切り出し、平滑圧縮板を用いて圧縮し、変形能と
変形抵抗を測定した。

第１表に供試材の引張強さ、硬度、および冷間限界圧
縮率（いずれも５個の試験片の測定値の平均値）を示
す。なお、冷間限界圧縮率とは、第１表の試験片イを圧
縮したとき、割れの発生なしに圧縮できた限界の高さ
（第１表のロのＨ）から、100×（H₀−Ｈ）/H₀（％）で
求めた値である。

なお、第１表には、時効処理後の引張強さおよび伸び
の測定値を併せて掲げた。時効処理は、引張強さが最大
となる時効温度が全てのβ型チタン合金で475℃前後で
あるから、No.14を除いて、全て475℃×20時間とした。
（No.14はα＋β型チタン合金であるから、750℃加熱→
炉冷の熱処理とした。）第１表に示すように、この発明によるチタン合金（N
o.1〜７）はいずれも溶体化処理後の引張強さが75kgf/m
m²以下、硬度はHv240以下で極めて低強度のチタン合金
になっている。従って、溶体化処理の状態での変形能
は、限界圧縮率で全て80％以上と、極めて良好である。

比較合金（No.8〜11）のうち、Ｖの含有量が低いNo.8
は、β単相組織にならないため強度が高すぎ、Al、Sn、
または酸素（Ｏ）の含有量の高すぎるNo.9、10、11も引
張強さが80kgf/mm²以上（硬度250Hv以上）となり、かつ
限界圧縮率も80％に達していない。

比較合金のNo.12は、Ｖの含有量が多すぎるもので、
この場合、溶体化状態での強度は低く、限界圧縮率は80
％以上になる。しかし、この合金は最終製品に必要とさ
れる120kgf/mm²程度の強度を持たせるための適正時効硬
化時間が50時間以上にもなって、実用的でない。

従来例のNo.13は、前掲の特開昭61−250138号公報に
開示されている合金に相当するものである。これは、本
発明例に較べて、溶体化時の硬度、引張強さが概して高
い。

第１図は、本発明合金（No.2、７）と比較合金（No.1
1）および従来合金（No.14、15）の変形抵抗曲線であ
る。

第１図によれば、本発明合金の変形抵抗は従来材であ
るTi−6Al−4V（No.14）及びTi−15V−3Cr−3Al−3Sn
（No.15）より著しく小さく、冷間加工性が良好なこと
を示している。比較合金（No.11）の変形抵抗が大き
く、変形能が低いのは、酸素含有量が0.30％と高いこと
が主な原因である。

（実施例２）第１表に示した本発明合金No.5の時効硬化特性を調べ
た。比較材として、Snを含まないで他の不純物は同レベ
ルの従来例No.13（Ti−22V−4Al）を用いた。溶体化条
件はいずれも（βトランザス＋20℃）×30分→水冷とし
た。

第２図は、時効処理の温度と、引張強さおよび伸びの
関係を示したものである。時効時間は、20時間一定とし
た。

本発明合金（No.5）のTi−20V−4Al−1Sn合金は、Ti
−22V−4Al合金に比べ、溶体化のままでは強度が低く、
時効処理によってTi−22V−4Alを凌ぐ高強度となる。し
かも、高強度を示す時効温度範囲が広く、安定した時効
特性をもつことがわかる。また、延性もTi−22V−4Al合
金と同等以上である。

（発明の効果）本発明のβ型チタン合金は、現用の同種の合金（Ti−
22V−4Al、Ti−15V−3Cr−3Al−3Sn）に比べて溶体化の
状態での冷間加工性が優れている。従って、冷間鍛造時
の心型寿命の延長、冷間圧延や伸線の際のロール、ダイ
スとの焼付けの減少など、チタン製部品製造のコスト低
減に大きく寄与する。本発明合金は、例えば自動車動弁
部品、宇宙航空用部品、或いは、めがねフレームのよう
な日用品の分野にも広く利用できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、実施例で用いた供試材について、圧縮試験に
よって求めた変形抵抗曲線である。第２図は本発明合金および従来のβ型チタン合金の時効
硬化特性を示す図である。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、V:15〜25％、Al:2.5〜５％、S
n:0.5〜４％、酸素:0.12％以下、残部Tiおよび不可避不
純物からなる冷間加工性に優れたβ型チタン合金。